耐磨銅合金的研究現(xiàn)狀與發(fā)展趨勢(shì)

劉宇寧，王云鵬，祝儒飛，王 虎，白依可，婁花芬

(中鋁材料應(yīng)用研究院有限公司，北京 102209)

0 引 言

銅合金因具有良好的耐磨、耐腐蝕特性而常用作耐磨材料，同時(shí)該材料還具有良好的韌性、導(dǎo)熱性等。國內(nèi)目前已進(jìn)入批量化生產(chǎn)階段的耐磨銅合金體系主要包括鋁青銅系、錫青銅系、硅青銅系、錳黃銅系、鋁黃銅系、硅黃銅系和鉛黃銅系等，均已在汽車、機(jī)械、航空航天、鐵路、模具等領(lǐng)域獲得較多的應(yīng)用，主要用于生產(chǎn)軸承軸瓦、蝸輪蝸桿、襯套襯筒、滑靴滑履、汽車同步齒環(huán)等零部件[1]。航空航天、汽車、電機(jī)等工業(yè)的發(fā)展，尤其是涉及國家安全的重大工程對(duì)耐磨銅合金的各項(xiàng)性能指標(biāo)提出了更高的要求，因而開發(fā)新型高性能耐磨銅合金材料并實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化生產(chǎn)至關(guān)重要。軸承保持架用普通黃銅正逐步被復(fù)雜黃銅所替代；航空用滑靴材料由黃銅和復(fù)雜黃銅向自潤滑高強(qiáng)耐磨類銅合金方向發(fā)展；航天超低溫用銅合金由鋁青銅向超低溫高韌耐磨銅合金方向發(fā)展。

當(dāng)前具備較高開發(fā)價(jià)值的耐磨銅合金主要有Cu-Ni-Sn系、Cu-Al2O3系、Cu-Nb系、Cu-C系(包括銅/石墨、銅/石墨烯和銅/碳納米管)和復(fù)雜黃銅。目前，耐磨銅合金的研究主要集中在材料整體強(qiáng)化和表面減阻等方面。在材料整體強(qiáng)化方面，一般借助合金化法(固溶強(qiáng)化、時(shí)效析出強(qiáng)化等)、復(fù)合強(qiáng)化法(原位自生、外加顆粒等)和工藝強(qiáng)化法(形變強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化等)等途徑提高材料的強(qiáng)度和耐磨性。在采用多種強(qiáng)化手段增強(qiáng)基體強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，添加合適的潤滑組元材料等表面減阻技術(shù)能有效改善耐磨銅合金的力學(xué)性能和摩擦磨損性能。為了給相關(guān)研究人員提供參考，作者介紹了國內(nèi)外耐磨銅合金的應(yīng)用現(xiàn)狀與研究進(jìn)展，探討了當(dāng)前耐磨銅合金發(fā)展中存在的問題，并對(duì)該類合金的未來發(fā)展方向進(jìn)行了展望。

1 Cu-Ni-Sn系耐磨銅合金

Cu-Ni-Sn系合金是一種具有高強(qiáng)度、優(yōu)良耐磨、高彈性和良好耐腐蝕性能的銅合金，特別是Cu-15Ni-8Sn合金，其抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)1 350 MPa，在海水或酸性、油氣環(huán)境中的耐腐蝕性能以及在高負(fù)載條件下的耐磨性能均優(yōu)于鈹青銅和鋁青銅的。因此，Cu-15Ni-8Sn合金廣泛用于制造在高載荷、高速和高腐蝕條件下使用的軸承、軸套、軸瓦及其他耐磨部件[2]。Cu-15Ni-8Sn合金屬于調(diào)幅分解強(qiáng)化型合金，淬火+低溫時(shí)效后迅速發(fā)生調(diào)幅分解，調(diào)幅分解后合金中有序出現(xiàn)DO22相，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，LI2相有序出現(xiàn)，此時(shí)合金中LI2和DO22相長(zhǎng)程有序共存[3]。美國Materion公司生產(chǎn)了占全球總量80%的Cu-Ni-Sn系合金，該公司通過Equa Cast TM連續(xù)鑄造技術(shù)成功生產(chǎn)高質(zhì)量Cu-Ni-Sn合金鑄錠[4]，并將其用于生產(chǎn)航空軸承等耐磨零部件，而國內(nèi)航空軸承用耐磨銅材料仍以鑄造錫青銅和鑄造鋁青銅為主；日本NGK公司已在批量生產(chǎn)GMX96和GMX215系列Cu-Ni-Sn合金，而國內(nèi)僅個(gè)別企業(yè)對(duì)Cu-Ni-Sn系合金進(jìn)行小批量生產(chǎn)。Cu-Ni-Sn合金具有巨大的市場(chǎng)潛力。

Cu-Ni-Sn系合金存在錫元素反偏析而導(dǎo)致的材料成分不均勻問題，同時(shí)在后期冷加工過程中，由于合金中的殘余應(yīng)力較大易引起開裂[5]。因此，國內(nèi)外學(xué)者對(duì)Cu-Ni-Sn系合金的成分偏析與加工性能差等問題進(jìn)行了大量研究，發(fā)現(xiàn)通過添加合金元素細(xì)化鑄錠晶粒與改善鑄造過程中熔體流動(dòng)性，以及采用電磁鑄造法增強(qiáng)熔體流動(dòng)性并控制鑄錠冷卻速率等手段，可以抑制成分偏析、改善合金加工性能，從而制備出性能優(yōu)異的Cu-Ni-Sn系合金[6]。

耐磨性能的提高也是Cu-Ni-Sn系合金的研究熱點(diǎn)。ZHANG等[7]研究了Cu-15Ni-8Sn合金在400 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的干磨損行為，發(fā)現(xiàn)隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度先升高后降低，磨損率與硬度成反比，晶界析出第二相的體積分?jǐn)?shù)為10%的合金的磨損率最小。ZHANG等[8]還研究了Cu-15Ni-8Sn合金在400 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的潤滑磨損行為，發(fā)現(xiàn)隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度先升高后降低，磨損率減小，時(shí)效時(shí)間為120 min時(shí)，合金的耐磨性能最好。SINGH等[9]研究了Cu-15Ni-8Sn合金的干磨損機(jī)理，發(fā)現(xiàn)合金在磨損過程中形成一層薄的機(jī)械混合層，將最外層和變形層分開，大片狀碎片的形成率和脫落率是影響其磨損率的主要因素。ILANGOVAN等[10]研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)錫質(zhì)量分?jǐn)?shù)從4%增加到8%時(shí)，Cu-Ni-Sn合金的硬度升高，峰值時(shí)效時(shí)間縮短，干摩擦因數(shù)與硬度無關(guān)，而磨損率則隨硬度的升高而下降。綜上可知，目前Cu-Ni-Sn合金的研究重點(diǎn)主要包括硬度、耐磨性能以及摩擦磨損機(jī)理等。

2 Cu-Al2O3系耐磨銅合金

Cu-Al2O3合金不僅具有銅的優(yōu)良導(dǎo)熱性、導(dǎo)電性能和耐磨性能，而且還表現(xiàn)出優(yōu)越的高溫性能和耐腐蝕性能。在實(shí)驗(yàn)室條件下Cu-Al2O3合金的軟化溫度可高達(dá)930 ℃，電導(dǎo)率為50.16 mS·m-1，因而主要用作電工材料，在電阻焊電極和電觸頭材料等方面應(yīng)用廣泛[11]。目前，Cu-Al2O3合金的生產(chǎn)方法主要為內(nèi)氧化法，還有一些制備方法，如噴射沉積法、溶膠-凝膠法、復(fù)合電沉積法等[12]仍處于實(shí)驗(yàn)室研究階段。噴射沉積法利用高壓氮氧混合氣體使熔化的Cu-Al合金霧化，氣體中的O2與霧化液滴中的鋁擇優(yōu)氧化生成Al2O3增強(qiáng)顆粒，在激冷基底上沉積冷卻后形成Cu-Al2O3合金，此方法生產(chǎn)的合金性能良好，但設(shè)備昂貴、工藝復(fù)雜，不適用于工業(yè)化生產(chǎn)[13]。溶膠-凝膠法是將適量的Al(NO3)3·9H2O與氨水反應(yīng)制備乳白色Al(OH)3溶膠，再與銅粉混合制得超細(xì)Cu-Al2O3合金粉，該工藝過程容易控制，成本較低，但是過程復(fù)雜，工業(yè)化生產(chǎn)難度較大[14]。復(fù)合電沉積法將鍍液中的Al2O3微粒與基體金屬銅共同沉積到陰極表面形成復(fù)合鍍層，此方法不需高溫環(huán)境，但難以實(shí)現(xiàn)顆粒在鍍液中的均勻懸浮[15]。內(nèi)氧化法通過在銅基體內(nèi)部發(fā)生化學(xué)反應(yīng)原位合成強(qiáng)化相，與直接添加Al2O3顆粒制備Cu-Al2O3合金相比具有如下優(yōu)點(diǎn):(1)強(qiáng)化相與基體界面干凈；(2)強(qiáng)化相粒子更加細(xì)小且分布更加均勻。因此，采用內(nèi)氧化法制備的Cu-Al2O3合金具有更優(yōu)異的性能。

我國Cu-Al2O3合金的產(chǎn)業(yè)化晚于國外20多a，且產(chǎn)品成本控制及產(chǎn)品質(zhì)量與國外相比仍存在一定差距。雖然在產(chǎn)品致密性及成分純凈與均勻性控制方面已取得一定的進(jìn)展，但內(nèi)氧化法的制備流程復(fù)雜，材料質(zhì)量控制困難，且成本較高，例如：內(nèi)氧化后為防止銅基體的再次氧化，需對(duì)坯錠進(jìn)行包套、抽真空、封套處理，生產(chǎn)過程較難控制[16]；為使最終產(chǎn)品形成全致密化全冶金化結(jié)合，必須采用大噸位的擠壓機(jī)進(jìn)行擠壓，成本較高。這些因素限制了Cu-Al2O3合金的應(yīng)用與推廣。

3 Cu-Nb系耐磨銅合金

Cu-Nb系合金通過析出強(qiáng)化獲得優(yōu)異的力學(xué)性能；當(dāng)銅基體內(nèi)彌散分布著納米級(jí)鈮顆粒時(shí)，合金的強(qiáng)度和硬度會(huì)得到大幅提高，電導(dǎo)率僅略微降低，因此Cu-Nb系合金是一種很有發(fā)展?jié)摿Φ母邚?qiáng)高導(dǎo)銅合金[17-18]，同時(shí)也是性能優(yōu)異的耐磨銅合金。但由Cu-Nb二元相圖[19]可知，銅與鈮在平衡狀態(tài)下基本不互溶，即使在1 000 ℃以上，鈮在銅中的溶解度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))也僅為0.1%；且銅與鈮的熔點(diǎn)相差過大，采用傳統(tǒng)的熔鑄工藝很難實(shí)現(xiàn)大規(guī)模生產(chǎn)，只能采用形變復(fù)合法進(jìn)行制備[20-21]。

1978年BERK等最早開始研究形變復(fù)合法制備Cu-Nb系合金[22]，形變復(fù)合法分為形變?cè)环ê头窃粡?fù)合法2種制備工藝。形變?cè)环ㄊ峭ㄟ^快速凝固或粉末冶金法使銅、鈮混合均勻，再經(jīng)大變形量冷軋或冷拉使銅、鈮同時(shí)變形，最終獲得鈮纖維間距為納米級(jí)的復(fù)合材料，Cu-18%Nb(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)合金的強(qiáng)度可達(dá)2 GPa；但采用該方法制備的線材直徑過小(小于0.2 mm)，導(dǎo)致在應(yīng)用中可能出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象，不利于實(shí)際應(yīng)用。非原位復(fù)合法通過反復(fù)捆扎、熱擠、冷拉和堆疊獲得具有較大直徑的納米復(fù)合材料。SHIKOV等[23]通過非原位復(fù)合法獲得了橫截面積為11 mm2、抗拉強(qiáng)度為1 350 MPa、電導(dǎo)率為37.7 mS·m-1的Cu-Nb合金，合金中鈮以纖維狀分布在基體中，且組織具有明顯的各向異性。

機(jī)械合金化法作為一種典型的形變復(fù)合工藝，可以增大鈮在銅中的固溶度。BOTCHAROVA等[24]利用機(jī)械合金化法制得了過飽和Cu-10%Nb合金，在后續(xù)的高溫?zé)釅禾幚磉^程中，過飽和的鈮從銅基體中析出，形成細(xì)小彌散的鈮顆粒，從而實(shí)現(xiàn)鈮的彌散強(qiáng)化，同時(shí)銅基體得到純化，合金導(dǎo)電性提高。LEI等[25]利用機(jī)械合金化在900 ℃下熱等靜壓2 h獲得了硬度為334 HV、抗拉強(qiáng)度1 102 MPa、電導(dǎo)率為33.06 mS·m-1的Cu-10%Nb合金，其中鈮以直徑10 nm的顆粒彌散分布在納米級(jí)(晶粒尺寸約60 nm)的銅基體中。機(jī)械合金化制備的納米晶Cu-Nb合金是一種兼具高強(qiáng)度、高導(dǎo)電性、良好耐磨性以及抗高溫軟化性能的先進(jìn)復(fù)合材料，具有較廣闊的應(yīng)用前景。利用機(jī)械合金化方法獲得的不同成分Cu-Nb合金的組織與性能如表1所示。研究者對(duì)該合金的強(qiáng)化機(jī)理尚未達(dá)成一致意見：大多數(shù)研究者認(rèn)為，Cu-Nb系合金優(yōu)異的綜合性能主要是因?yàn)闄C(jī)械合金化后固溶于銅基體中鈮的均勻彌散析出對(duì)位錯(cuò)和晶界所起到的強(qiáng)烈釘扎作用；但是也有學(xué)者[26]提出，機(jī)械合金化并熱壓后Cu-Nb合金的組織主要為晶粒尺寸50 nm的銅基體及粗化至100 nm的鈮顆粒，此時(shí)可忽略析出強(qiáng)化作用，合金主要的強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化；雷若姍等[27]研究發(fā)現(xiàn)，機(jī)械合金化并熱壓后Cu-Nb合金中銅基體的晶粒尺寸迅速增大至100 nm，而鈮顆粒直徑仍然保持在10 nm，此時(shí)的主要強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化。因此，關(guān)于機(jī)械合金化過程中的強(qiáng)化固溶機(jī)制以及晶粒細(xì)化行為尚有待深入研究。

表1 機(jī)械合金化制備不同Cu-Nb合金的組織與性能Table 1 Microstructure and properties of different Cu-Nb alloys prepared by mechanical alloying

4 Cu-C系耐磨銅合金

Cu-C系合金(復(fù)合材料)既有銅基體的優(yōu)良導(dǎo)電導(dǎo)熱性能、高強(qiáng)度、耐電弧燒蝕等優(yōu)點(diǎn)，又有碳的優(yōu)良潤滑性能等特點(diǎn)，普遍應(yīng)用于汽車、航空航天、軌道交通等領(lǐng)域。兼具優(yōu)良導(dǎo)電性和自潤滑性能的Cu-C系復(fù)合材料為制備高鐵受電弓滑板的首選材料；隨著電機(jī)轉(zhuǎn)速的提高，新一代的Cu-C系復(fù)合材料電刷應(yīng)運(yùn)而生。制備Cu-C系復(fù)合材料的工藝方法主要有粉末冶金法、擠壓鑄造法、熱壓固結(jié)法、原位合成法等。其中粉末冶金法是一種普遍采用的方法，其燒結(jié)類型包括熱壓燒結(jié)、無壓燒結(jié)、放電等離子燒結(jié)、微波燒結(jié)和激光燒結(jié)等。

銅和碳的潤濕性問題很大程度上制約了Cu-C系復(fù)合材料的發(fā)展，目前主要通過化學(xué)鍍銅或鍍鎳的方式來改善銅和碳之間的界面結(jié)合狀態(tài)。賴遠(yuǎn)騰等[28]采用化學(xué)鍍方法預(yù)先在石墨表面鍍鎳，然后鍍銅，制備了具有雙鍍層的銅/鎳包覆石墨復(fù)合粉末，并通過放電等離子燒結(jié)方法制備Cu-C系復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)在石墨表面鍍鎳可使石墨與銅的界面結(jié)合緊密，這有助于石墨在基體中均勻分布；當(dāng)復(fù)合材料中鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時(shí)，復(fù)合材料的相對(duì)密度、硬度和抗壓強(qiáng)度分別達(dá)到99.68%，64.58 HB和281.04 MPa。

碳納米管和石墨烯因具有高強(qiáng)度、高熱導(dǎo)率和良好的減摩特性等，有望大幅度提升Cu-C系復(fù)合材料的耐磨性能、導(dǎo)電性能和使用壽命。但碳納米管和石墨烯在銅基體中具有很強(qiáng)的范德華力，在混粉過程中很容易發(fā)生團(tuán)聚，而均勻分散的石墨烯/碳納米管是制備高性能石墨烯/碳納米管增強(qiáng)銅基復(fù)合材料的關(guān)鍵之一。GUIDERDONI等[29]采用放電等離子燒結(jié)方法燒結(jié)銅/碳納米管復(fù)合粉體制備復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)同等條件下復(fù)合材料的硬度比純銅的提高了近50%，摩擦因數(shù)為純銅的1/3，磨損率為純銅的1/20。LI等[30]采用熱壓方法制備體積分?jǐn)?shù)7.5%石墨烯/銅復(fù)合材料，并與同體積分?jǐn)?shù)石墨/銅復(fù)合材料進(jìn)行對(duì)比，發(fā)現(xiàn)石墨烯/銅復(fù)合材料具有更高的相對(duì)密度、顯微硬度和抗彎強(qiáng)度，以及更好的耐磨性和更穩(wěn)定的潤滑效果。王忠勇等[31]采用真空熱壓燒結(jié)法制備石墨烯/銅復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)當(dāng)石墨烯質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時(shí)，復(fù)合材料的綜合性能較好，顯微硬度為80 HV，比純銅的提高了12.7%，磨損量比純銅的減少了33%，摩擦因數(shù)穩(wěn)定性大大提高。銅基體與碳納米管/石墨烯的尺寸、維度不相容，且碳納米管/石墨烯自身的結(jié)構(gòu)完整性不可控，這些均會(huì)影響復(fù)合材料的最終性能[32]。碳納米管或石墨烯增強(qiáng)銅基復(fù)合材料的開發(fā)仍處于實(shí)驗(yàn)室階段。總結(jié)得到Cu-C系合金耐磨性能的研究成果見表2。

表2 Cu-C系合金耐磨性能的研究成果Table 2 Research findings on wear resistance of Cu-C series alloy

5 復(fù)雜黃銅

復(fù)雜黃銅是指在簡(jiǎn)單黃銅中加入鋁、錳、鎳、鐵、硅、錫、鈦等元素的一類黃銅，其中以鋁為第三主元素的合金稱為復(fù)雜鋁黃銅，以錳為第三主元素的合金稱為復(fù)雜錳黃銅，目前在工程材料中使用較廣泛的主要是以上2種復(fù)雜黃銅。添加合金元素可使黃銅具有較高的強(qiáng)度、耐磨性和耐沖擊性能，可用于制造汽車同步器齒環(huán)、軸承、軸套和各種高強(qiáng)耐磨鍛壓件等。

目前，常見的復(fù)雜鋁黃銅牌號(hào)有HAl66-6-3-2、HAl61-4-3-1等，其中HAl66-6-3-2復(fù)雜鋁黃銅具有單一的β相，很難進(jìn)行壓力加工，只能進(jìn)行熱擠壓，該合金具有高的強(qiáng)度以及良好的耐磨性和耐沖擊性能，主要用于制造汽車同步齒環(huán)等[38]。復(fù)雜錳黃銅主要用于制造航空工業(yè)中的活塞頭、閥桿、閥體、導(dǎo)桿和螺母等，其中HMn60-3-1-0.75復(fù)雜錳黃銅作為航空液壓泵材料，主要用于制造滑靴滑履等，但是該材料的性能與國外存在差距，導(dǎo)致國內(nèi)液壓泵的服役壽命遠(yuǎn)低于國外液壓泵的；液壓泵向高速、高壓、大排量方向發(fā)展對(duì)耐磨銅合金的性能要求越來越高，因此有必要對(duì)復(fù)雜銅合金的組織和性能進(jìn)行深入研究。

正確地選用合金元素、合理地設(shè)計(jì)合金成分以及采用一定的形變熱處理工藝可以控制合金中硬質(zhì)顆粒相的大小、形貌和分布，從而使材料的綜合性能達(dá)到最佳狀態(tài)。周世杰等[1]開發(fā)了主成分為Cu-Zn-Al-Fe-Mn的復(fù)雜黃銅，發(fā)現(xiàn)：硬質(zhì)顆粒相增加了基體的強(qiáng)度，β相+彌散分布的硬質(zhì)顆粒相+少量α相構(gòu)成了理想的耐磨組織；變形后基體中出現(xiàn)大量細(xì)小的位錯(cuò)，增加了基體的強(qiáng)度和硬度。王子文等[39]研究發(fā)現(xiàn)，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.25%的鈰元素后，HMn64-8-5-1.5復(fù)雜錳黃銅基體β相和硬質(zhì)相的晶粒尺寸減小，而且硬質(zhì)相的分布更加均勻彌散，合金的磨損率降低，磨損形式由較嚴(yán)重的疲勞剝層磨損和黏著磨損過渡為輕微的黏著磨損和氧化磨損。張偉檣等[40]研究發(fā)現(xiàn)：當(dāng)錳硅質(zhì)量比為2時(shí)，硅錳黃銅中硅錳相顆粒長(zhǎng)徑比較大，顆粒呈六棱柱形態(tài)團(tuán)聚分布在基體中，且顆粒中心存在明顯的空洞，棱面存在凹坑；當(dāng)錳硅質(zhì)量比為3.25時(shí)，硅錳相顆粒長(zhǎng)徑也比較大，顆粒呈六棱柱形態(tài)均勻分布在基體中，且顆粒中心有明顯的空洞；當(dāng)錳硅質(zhì)量比為6.5時(shí)，硅錳相顆粒長(zhǎng)徑比較小，顆粒呈短棒狀和顆粒狀均勻分布在基體中；隨著錳硅質(zhì)量比的增大，β相區(qū)減小，合金硬度降低。LI等[41]研究了不同復(fù)雜錳黃銅中Mn5Si3和(Mn，F(xiàn)e)5Si3硬質(zhì)相的生長(zhǎng)機(jī)制以及三維形貌演變，系統(tǒng)分析了硬質(zhì)相的體積分?jǐn)?shù)、尺寸和形貌對(duì)復(fù)雜錳黃銅力學(xué)性能和耐磨性能的影響機(jī)理，發(fā)現(xiàn)密集且彌散分布在基體中的細(xì)小析出相顆?？梢燥@著提高復(fù)雜錳黃銅的耐磨性能，復(fù)雜錳黃銅的強(qiáng)化機(jī)理主要是基體向硬質(zhì)相顆粒的載荷傳遞，其次是細(xì)晶強(qiáng)化。綜上所述，有關(guān)耐磨復(fù)雜黃銅強(qiáng)化機(jī)理的研究逐漸受到研究人員的重視，而有關(guān)具體應(yīng)用條件下耐磨復(fù)雜黃銅性能的測(cè)試、評(píng)價(jià)和提升的方面則相對(duì)空白。

6 結(jié)束語

新型耐磨銅合金在開發(fā)應(yīng)用中仍存在一些問題，因此有必要進(jìn)一步提高其綜合性能。在實(shí)驗(yàn)室條件下采用粉末冶金、機(jī)械合金化、快速凝固和真空熔煉等制備方法可有效降低Cu-Ni-Sn系合金中錫元素的偏析程度，然而仍然需要進(jìn)一步開發(fā)低成本、批量化的生產(chǎn)工藝；粉末冶金法制備Cu-Al2O3系合金的流程復(fù)雜，制備致密性高、零膨脹率的高性能Cu-Al2O3系合金的成本非常高，因而有必要尋找降低Cu-Al2O3系合金制備成本的方法，使其應(yīng)用領(lǐng)域從電真空領(lǐng)域擴(kuò)大到鋁合金汽車點(diǎn)焊電極等其他領(lǐng)域；Cu-Nb系合金具有良好的抗高溫軟化性能，在高溫工況下作為耐磨零部件使用時(shí)具有明顯優(yōu)勢(shì)，將鈮均勻析出在銅合金中并在較低鈮添加量下使合金獲得更高的導(dǎo)熱性能，是Cu-Nb系合金開發(fā)的重點(diǎn)；Cu-C復(fù)合材料在自潤滑零部件領(lǐng)域有較大優(yōu)勢(shì)，但其強(qiáng)度、導(dǎo)熱導(dǎo)電性等仍需提高，Cu-C復(fù)合材料中碳與銅界面的良好結(jié)合、碳在銅基體中的定向排布和均勻分散是需要攻克的重點(diǎn)技術(shù)，而目前增材制造等新技術(shù)的應(yīng)用可能使復(fù)合材料獲得更優(yōu)異的性能；復(fù)雜黃銅的成分復(fù)雜，其相組成及相變過程仍需要探索，各相在耐磨性能方面所發(fā)揮的作用需深入分析，以控制材料綜合性能。

耐磨銅合金的開發(fā)需緊密結(jié)合各應(yīng)用場(chǎng)景對(duì)性能的需求，在工藝與性能上獲得突破，從而推動(dòng)相關(guān)產(chǎn)業(yè)發(fā)展。耐磨銅合金的性能與質(zhì)量直接影響著相關(guān)產(chǎn)業(yè)的發(fā)展進(jìn)程，開發(fā)新型高性能耐磨銅合金材料并實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化生產(chǎn)具有重要意義。